JP2016069255A - ガラス、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子 - Google Patents
ガラス、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有し、安定供給可能であり、高い製造歩留りを達成可能なガラスを提供すること。【解決手段】Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＺｎＯおよびＮｂ２Ｏ５、ならびに、Ｂ２Ｏ３およびＳｉＯ２の一方または両方を少なくとも含み、質量％表示で、Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量が２８〜３８％、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が４８〜６０％、Ｇｄ２Ｏ３含有量が３％未満、Ｙｂ２Ｏ３含有量が２％未満、ＺｒＯ２含有量が２〜１４％、ＷＯ３含有量が１％未満、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．９４以上、（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９以下、（（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））が０．００３以上、（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２〜１．４、（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が０．３０以上、（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．１１以下、ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲、νｄが４７〜５２の範囲であるガラス。【選択図】なし
Description
本発明は、ガラス、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子に関する。詳しくは、屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス、ならびにこのガラスからなるプレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子に関する。
カメラレンズなどの撮像光学系やプロジェクタなどの投射光学系等の光学系を構成する光学素子材料として、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有する高屈折率・低分散光学ガラスが使用されている。例えば特許文献１〜１０に、そのような高屈折率・低分散光学ガラスが記載されている。なお以下において、屈折率、アッベ数は、特記しない限り、ｄ線に対する屈折率ｎｄ、ｄ線に対するアッベ数νｄをいうものとする。
ガラス成分の中で、希土類酸化物は、分散を大きく高めることなく（アッベ数を大きく下げることなく）屈折率を高めることができるため、高屈折率・低分散ガラスを作製するために有用な成分とされている。そのため特許文献１〜３に記載の光学ガラスは、いずれも、希土類酸化物の一種以上を含んでいる。希土類酸化物の中でもＧｄ２Ｏ３は、高屈折率・低分散特性の付与とガラスの着色抑制とに寄与し得る成分として知られており、例えば特許文献１には、Ｇｄ２Ｏ３を３．０質量％以上含む光学ガラスが開示されている。しかしＧｄ２Ｏ３を含む光学ガラスを作製するためのＧｄ化合物は、重希土類金属化合物に属し、希土類化合物の中でも特に高価であり、例えば同じく希土類であるＬａ、Ｙ化合物の４倍以上の高値で市場に流通されている。そのため高屈折率・低分散光学ガラスを低価格で安定供給するためには、Ｇｄ２Ｏ３含有量を低減することが望ましい。
一方、特許文献３の実施例には、Ｇｄ２Ｏ３を含まない光学ガラスが開示されている。しかし本発明者の検討によれば、特許文献３に記載の光学ガラスは、製造歩留りが低いという課題がある。これは、次の理由による。特許文献３に記載の光学ガラスは、ガラスを熔融するときに、原料が完全に熔けず、原料の一部がガラス中に残ってしまう。このようにガラス中に残った原料は未熔解物と呼ばれる。光学ガラスには高い均質性が求められるため、製造したガラスの未熔解物が存在する部分は不良品となり破棄せざるを得ず、製造歩留りが低下してしまう。
本発明者の検討によれば、上記と同様の課題は、特許文献４、６〜１０に記載されている光学ガラスにも存在する。
また、本発明者らの検討によれば、特許文献５に記載されている光学ガラスにも、製造歩留りが低いという課題がある。これは、ガラス製造時に結晶化しやすいことが理由である。
以上の通り、従来の１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有する高屈折率・低分散光学ガラスには、安定供給および製造歩留りの点で、更なる改善が求められる。
本発明の一態様は、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有し、安定供給可能であり、高い製造歩留りを達成可能なガラスを提供することを目的とする。
本発明の一態様は、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＺｎＯおよびＮｂ２Ｏ５、ならびに、Ｂ２Ｏ３およびＳｉＯ２の一方または両方、を少なくとも含み、
質量％表示で、
Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量が２８〜３８％、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が４８〜６０％、
Ｇｄ２Ｏ３含有量が３％未満、
Ｙｂ２Ｏ３含有量が２％未満、
ＺｒＯ２含有量が２〜１４％、
ＷＯ３含有量が１％未満、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下、
であり、
質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．９４以上、
質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９以下、
質量比（（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））が０．００３以上、
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２〜１．４、
質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が０．３０以上、
質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．１１以下、
であり、
屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス、
に関する。
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＺｎＯおよびＮｂ２Ｏ５、ならびに、Ｂ２Ｏ３およびＳｉＯ２の一方または両方、を少なくとも含み、
質量％表示で、
Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量が２８〜３８％、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が４８〜６０％、
Ｇｄ２Ｏ３含有量が３％未満、
Ｙｂ２Ｏ３含有量が２％未満、
ＺｒＯ２含有量が２〜１４％、
ＷＯ３含有量が１％未満、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下、
であり、
質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．９４以上、
質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９以下、
質量比（（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））が０．００３以上、
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２〜１．４、
質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が０．３０以上、
質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．１１以下、
であり、
屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス、
に関する。
上述の一態様にかかるガラスは、上記範囲の屈折率およびアッベ数を有するガラスであって、Ｇｄ２Ｏ３含有量を低減しつつ、上述の含有量および質量比を満たすことにより、未熔解物の発生およびガラス製造時の結晶化を抑制することができる。
本発明の一態様によれば、Ｇｄ２Ｏ３含有量が少なく安定供給可能であって、かつ高い製造歩留りを達成可能なガラスを提供することができる。更に、本発明の一態様によれば、上記ガラスからなるプレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子を提供することができる。
［ガラス］
本発明の一態様にかかるガラスは、上記ガラス組成を有し、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有するガラスである。以下、上記ガラスの詳細について説明する。
本発明の一態様にかかるガラスは、上記ガラス組成を有し、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有するガラスである。以下、上記ガラスの詳細について説明する。
＜ガラス組成＞
本発明では、ガラスのガラス組成を、酸化物基準で表示する。ここで「酸化物基準のガラス組成」とは、ガラス原料が熔融時にすべて分解されてガラス中で酸化物として存在するものとして換算することにより得られるガラス組成をいうものとする。また、特記しない限り、ガラス組成は質量基準（質量％、質量比）で表示するものとする。
本発明におけるガラス組成は、例えばＩＣＰ−ＡＥＳ（Inductively Coupled Plasma - Atomic Emission Spectrometry）などの方法により定量することができる。ＩＣＰ−ＡＥＳにより求められる分析値は、分析値の±５％程度の誤差を含んでいることがある。また、本明細書および本発明において、構成成分の含有量が０％または含まないもしくは導入しないとは、この構成成分を実質的に含まないことを意味し、この構成成分の含有量が不純物レベル程度以下であることを指す。
本発明では、ガラスのガラス組成を、酸化物基準で表示する。ここで「酸化物基準のガラス組成」とは、ガラス原料が熔融時にすべて分解されてガラス中で酸化物として存在するものとして換算することにより得られるガラス組成をいうものとする。また、特記しない限り、ガラス組成は質量基準（質量％、質量比）で表示するものとする。
本発明におけるガラス組成は、例えばＩＣＰ−ＡＥＳ（Inductively Coupled Plasma - Atomic Emission Spectrometry）などの方法により定量することができる。ＩＣＰ−ＡＥＳにより求められる分析値は、分析値の±５％程度の誤差を含んでいることがある。また、本明細書および本発明において、構成成分の含有量が０％または含まないもしくは導入しないとは、この構成成分を実質的に含まないことを意味し、この構成成分の含有量が不純物レベル程度以下であることを指す。
以下に、上記ガラスのガラス組成について、更に詳細に説明する。
Ｂ２Ｏ３、ＳｉＯ２は、ともにガラスのネットワークを形成する成分である。Ｂ２Ｏ３の含有量とＳｉＯ２の含有量の合計、すなわち、Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計含有量（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２）を２８％以上とすることにより、ガラスの熱的安定性を高くすることができる。熱的安定性の高いガラスによれば、ガラス製造時の結晶化（失透）を抑制することができる。Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計含有量を３８％以下であることにより、屈折率を高めることができる。したがって、Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計含有量の範囲を２８〜３８％とする。Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計含有量の好ましい下限は２９％、より好ましい下限は３０％であり、Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計含有量の好ましい上限は３６％、より好ましい上限は３５％である。
Ｂ２Ｏ３は、ガラスの熱的安定性、熔融性を改善する働きをする成分である。熔融性を改善することにより、ガラス原料の熔け残りがなく、均質なガラスを得ることができる。このような効果を得る上から、Ｂ２Ｏ３の含有量の好ましい下限は２５％、より好ましい下限は２８％である。一方、Ｂ２Ｏ３の含有量が多くなると、屈折率が低下する傾向を示す。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、Ｂ２Ｏ３の含有量の好ましい上限は３６％、より好ましい上限は３３％である。
ＳｉＯ２は、ガラスの熱的安定性、化学的耐久性を改善し、熔融ガラスを成形する際の粘度の調整に有効な成分ある。このような効果を得る上から、ＳｉＯ２の含有量の好ましい下限は１％、より好ましい下限は１．５％である。一方、ＳｉＯ２の含有量が多くなると、屈折率が低下する傾向を示すとともに、ガラスの熔融性も低下する傾向を示す。また、ガラス転移温度が過剰に上昇する傾向を示す。ガラスの熱的安定性、熔融性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、ＳｉＯ２の含有量の好ましい上限は５％、より好ましい上限は４％である。
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３は、いずれも分散を高めずに（アッベ数を低下させずに）屈折率を高める働きを有する成分である。Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の各成分の含有量の合計、すなわち、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）が４８％以上であれば、所望の光学特性を得ることができる。一方、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が６０％以下であれば、ガラスの熱的安定性を向上することができ、ガラス製造時のガラスの失透を抑制することができる。また、熔融性も向上し、ガラスの中に原料の未熔解物が残留することを抑制することができる。また、ガラス転移温度の過剰の上昇を抑制することもできる。したがって、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量の範囲を４８〜６０％とする。Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量の好ましい下限は５０％、より好ましい下限は５２％である。Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量の好ましい上限は５８％、より好ましい上限は５６％である
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の中で、Ｌａ２Ｏ３は比較的多く含有させても、ガラスの熱的安定性が低下しにくい成分である。そこで、上記ガラスには、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の含有量を抑えつつ、ガラスの熱的安定性を維持し、所望の光学特性を得るために、Ｌａ２Ｏ３とともにＹ２Ｏ３を含有させる。所望の光学特性を実現しつつ、ガラスの熱的安定性を維持するために、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量に対するＬａ２Ｏ３およびＹ２Ｏ３の合計含有量（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）の質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））を０．９４以上とする。Ｇｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３の含有量を削減しつつ、ガラスの熱的安定性を維持し、所要の光学特性を得るために、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））を０．９６以上にすることが好ましく、０．９８以上にすることがより好ましい。
ガラスの熱的安定性を維持し、所望の光学特性を得る上から、質量比（（Ｌａ２Ｏ３／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３））は、０．９以下にすることが好ましい。ガラスの熱的安定性を維持し、所望の光学特性を得る上から、質量比（（Ｌａ２Ｏ３／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３））のより好ましい上限は０．８５であり、好ましい下限は０．７０、より好ましい下限は０．７５である。
Ｇｄ２Ｏ３は、ガラスの可視域の短波長側における透過率を低下させる作用を有する。また、ガラスの比重を増加させる作用を有する。さらに、Ｇｄ２Ｏ３は、Ｌａ２Ｏ３やＹ２Ｏ３と比べ原料化合物の供給量が減少し、先に記載したように、原料価格が高騰している。したがって、上記ガラスでは、ガラスの可視域の短波長側に透過率を高め、比重の増加を抑え、ガラスの生産コストの上昇を抑える上から、Ｇｄ２Ｏ３の含有量を３％未満（３．０％未満）にする。即ち、Ｇｄ２Ｏ３含有量は、０〜３％の範囲である。Ｇｄ２Ｏ３含有量の好ましい範囲は２％以下、より好ましい範囲は１％以下、更に好ましい範囲は０．５％以下である。ガラスがＧｄ２Ｏ３を含有しない、すなわち、Ｇｄ２Ｏ３含有量をゼロにしてもよい。
Ｙｂ２Ｏ３は、前述の通り、希土類酸化物の中で、原料化合物が高価な成分である。また、ガラス中において近赤外線を吸収する作用を有する。したがって、ガラスの生産コストの上昇を抑え、近赤外線の透過率を改善する上から、Ｙｂ２Ｏ３の含有量を２％未満とする。Ｙｂ２Ｏ３の含有量の好ましい範囲は０％以上１％未満、より好ましい範囲は０〜０．９％、さらに好ましい範囲は０〜０．５％、一層好ましい範囲は０％以上０．１％未満であり、Ｙｂ２Ｏ３含有量を０％としてもよい。
ガラスのネットワーク形成成分であるＢ２Ｏ３、ＳｉＯ２は熱的安定性を維持する働きがある。一方、高屈折率低分散特性を得る上で有効な成分であるＬａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３を多量に含有させると、ガラスの熱的安定性が悪化し、ガラスが失透しやすくなる。そこで、ガラスの熱的安定性を良好に維持する上から、上記ガラスでは、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量をＢ２Ｏ３およびＳｉＯ２の合計含有量で除した値、すなわち、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））を１．９以下とする。質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））の好ましい上限は１．８、より好ましい上限は１．７、好ましい下限は１．４５、より好ましい下限は１．５５である。
ＺｒＯ２は、屈折率を高めるとともに、ガラスの熱的安定性の改善に有効な成分である。ＺｒＯ２の含有量が２％〜１４％の範囲であれば、良好な熱的安定性を得ることができる。また、ＺｒＯ２の含有量が１４％以下であることにより、低分散特性を得ることもできる。したがって、上記ガラスでは、ＺｒＯ２の含有量を２〜１４％とする。ＺｒＯ２の含有量の好ましい下限は３％、より好ましい下限は４％であり、好ましい上限は１２％、より好ましい上限は１０％である。
Ｎｂ２Ｏ５は、ガラスの熱的安定性を維持しつつ、屈折率を高める働きをする必須成分である。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得るために、Ｎｂ２Ｏ５の含有量を、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｎｂ２Ｏ５、ＴｉＯ２およびＷＯ３の合計含有量（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３）で除した値、すなわち、質量比（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））を０．００３以上とする。熱的安定性を維持する上から、質量比（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））の好ましい下限は０．００５、より好ましい下限は０．０１である。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、質量比（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））の好ましい上限は０．０４、より好ましい上限は０．０３である。
Ｎｂ２Ｏ５含有量の好ましい範囲は次の通りである。ガラスの熱的安定性を改善する上から、Ｎｂ２Ｏ５の含有量の好ましい下限は０．３％、より好ましい下限は０．６％である。また、ガラスの熱的安定性を維持し、着色を抑える上から、Ｎｂ２Ｏ５の含有量の好ましい上限は２％、より好ましい上限は１．５％である。
Ｔａ２Ｏ５は、ガラスの熱的安定性を改善する働きのある成分である。ただし、高屈折率化成分の中でも高価な成分であり、ガラスの比重を増大させる働きをする。また、Ｔａ２Ｏ５の含有量が多くなると、ガラスが着色する傾向を示す。したがって、ガラスの生産コストを抑えることによりガラスをより安定に供給し、比重の増加および着色を抑える上から、Ｔａ２Ｏ５の含有量を０〜３％の範囲にすることが好ましく、０〜２％の範囲にすることは好ましい。Ｔａ２Ｏ５の含有量を０％にすることもできる。
ＴｉＯ２もガラスの屈折率を高める働きをする成分である。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、ＴｉＯ２の含有量の好ましい範囲は０〜２％、より好ましい範囲は０〜１％であり、０％にすることもできる。
ＷＯ３は、屈折率を高める働きを有する成分である。ただしＷＯ３を多く含むガラスは、分光透過率の短波長側の光吸収端が長波長化するため、紫外線の透過率は低下する。一方、光学素子を鏡筒などに固定する際、一般に、紫外線硬化型接着剤が使用され、通常、光学素子を通して接着剤に紫外線が照射される。また、光学素子が、光学素子（レンズ）同士を接合して接合レンズを得るために用いられる場合、一般に、レンズ同士の接合は、次のように行われる。まずレンズ同士の接合面に紫外線硬化型接着剤を塗布し、レンズ同士を貼り合せる。その後、レンズを通して接着剤に紫外線を照射し接着剤を硬化させる。ここで、レンズを構成するガラスの紫外線透過率が低いと、接着剤の硬化に時間がかかるか、または、硬化が困難となる。したがって、ガラスとしては、分光透過率の短波長側の光吸収端を短波長化されたガラスが望ましい。この点に関し、ＷＯ３の含有量が１％未満であれば、ガラスの分光透過率の短波長側の吸収端が長波長化することにより紫外線の透過率が著しく低下することを回避することができる。そこで上記ガラスでは、ＷＯ３の含有量を１％未満とする。即ち、上記ガラスにおいて、ＷＯ３含有量は０％以上１％未満である。ＷＯ３含有量は、好ましくは０．５％以下であり、０％としてもよい。
ＺｎＯは、熔融性の改善、ガラス転移温度の過剰な上昇の抑制、光学特性の調整に有効な必須成分である。ＺｎＯの含有量は、ＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５およびＴａ２Ｏ５の合計含有量（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５）、ならびにＹ２Ｏ３の含有量によって、次のように定められる。
ＺｎＯ含有量をＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５およびＴａ２Ｏ５の合計含有量で除した値、すなわち、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２以上であれば、熔融性を改善することができるため、原料が熔け残って（未熔解物が残って）、ガラスの均質性が著しく低下することを防ぐことができる。また、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２以上であれば、ガラス転移温度が過剰に高くなることによりガラスの成形性が悪化傾向を示すことを防ぐこともできる。またガラスの熱的安定性を維持しつつ、所要の光学特性を得ることもできる。原料に由来する未熔解物は、本来、他の成分とともにガラス化してガラス成分になるべきものが、ガラス化せずに異物としてガラス中に残ったものである。そのため、未熔解物が多量に発生したガラスでは、特定成分の含有量が目標の値より少なくなる。その結果、作製したガラスの特性が目標の値からずれてしまう。原料を完全に熔解させるためにガラスの熔解温度を過剰に高めると、熔融容器を構成する白金がガラス融液にイオンとして溶け込んでガラスの着色を増大させたり、固形物としてガラス融液に混入してガラスの均質性を低下させてしまう。さらに、ガラス熔融時にガラス融液から揮発性のあるホウ素Ｂなどの特定成分が揮発し、生産するガラスの特性が経時的に変化したり、成形したガラス中に脈理と呼ばれる光学的に不均一な部分が生じることもある。ガラス熔融時の結晶化を防ぐためにガラスの熔解温度を過剰に高めても同様の現象が生じる。
そこで上記の現象が起こらないようにするため、ガラスの熔解性および熱的安定性を良好に維持することは、高品質のガラスを安定して生産する上で好ましい。
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が１．４以下であれば、熱的安定性を維持しつつ、所要の光学特性を得ることができる。また、研削、研磨などの加工性が良好なガラスを得ることもできる。
以上の点から、上記ガラスでは、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））を０．２〜１．４の範囲とする。質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））の好ましい下限は０．３、より好ましい下限は０．４であり、好ましい上限は１．１、より好ましい上限は０．９である。
ＺｎＯ含有量をＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５およびＴａ２Ｏ５の合計含有量で除した値、すなわち、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２以上であれば、熔融性を改善することができるため、原料が熔け残って（未熔解物が残って）、ガラスの均質性が著しく低下することを防ぐことができる。また、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２以上であれば、ガラス転移温度が過剰に高くなることによりガラスの成形性が悪化傾向を示すことを防ぐこともできる。またガラスの熱的安定性を維持しつつ、所要の光学特性を得ることもできる。原料に由来する未熔解物は、本来、他の成分とともにガラス化してガラス成分になるべきものが、ガラス化せずに異物としてガラス中に残ったものである。そのため、未熔解物が多量に発生したガラスでは、特定成分の含有量が目標の値より少なくなる。その結果、作製したガラスの特性が目標の値からずれてしまう。原料を完全に熔解させるためにガラスの熔解温度を過剰に高めると、熔融容器を構成する白金がガラス融液にイオンとして溶け込んでガラスの着色を増大させたり、固形物としてガラス融液に混入してガラスの均質性を低下させてしまう。さらに、ガラス熔融時にガラス融液から揮発性のあるホウ素Ｂなどの特定成分が揮発し、生産するガラスの特性が経時的に変化したり、成形したガラス中に脈理と呼ばれる光学的に不均一な部分が生じることもある。ガラス熔融時の結晶化を防ぐためにガラスの熔解温度を過剰に高めても同様の現象が生じる。
そこで上記の現象が起こらないようにするため、ガラスの熔解性および熱的安定性を良好に維持することは、高品質のガラスを安定して生産する上で好ましい。
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が１．４以下であれば、熱的安定性を維持しつつ、所要の光学特性を得ることができる。また、研削、研磨などの加工性が良好なガラスを得ることもできる。
以上の点から、上記ガラスでは、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））を０．２〜１．４の範囲とする。質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））の好ましい下限は０．３、より好ましい下限は０．４であり、好ましい上限は１．１、より好ましい上限は０．９である。
ＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５の合計含有量を適正化することにより、ガラスの熱的安定性を改善することができる。熱的安定性の改善により、液相温度を低下させることもできる。ＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５は、同じ高屈折率化成分であるＬａ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３と比較すると、含有量が増加するにつれて、ガラスを高分散化しやすい(アッベ数を低下させやすい)成分でもある。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を実現する上から、ＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５の合計含有量（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５）の好ましい下限は３％、より好ましい下限は４％、更に好ましい下限は５％であり、好ましい上限は１４％、より好ましい上限は１２％、更に好ましい上限は１０％である。
ガラスの熔融性、熱的安定性を改善し、所望の光学特性を実現する上から、ＺｎＯの含有量の好ましい範囲は２〜９％である。ＺｎＯの含有量の好ましい下限は３％、より好ましい下限は４％であり、好ましい上限は７％、より好ましい上限は６％である。
ＺｎＯ含有量をＹ２Ｏ３含有量で除した値、すなわち、質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）を０．３０以上とすることにより、ガラスの熔融性を改善することができるため、原料の熔け残りを防ぐことができる。また、ガラス転移温度が過剰に上昇してガラスの成形性が悪化することを防ぐこともできる。したがって、上記ガラスでは、質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）を０．３０以上とする。質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）の好ましい下限は０．３５、より好ましい下限は０．４０である。
ところで、ガラス特性の中で、ガラス転移温度は、成形性、加工性に対応するガラスの物性値である。ガラス転移温度が高すぎるとガラスを高温で成形しなくてはならなくなる。そのため、成形型を長時間、高温に晒すことになり、成形型の熱劣化が著しくなる。一方、ガラス転移温度が低いと成形性を改善することはできるが、ガラスを研削したり、研磨したりするときの加工性が悪化傾向を示す。例えば前述の特許文献２に記載の光学ガラスは、ガラス転移温度が低く、ガラスを研削したり、研磨する際の加工性は良好とは言えない。成形性と加工性を両立する上からは、ガラス転移温度を低下させる働きのあるＺｎＯやＬｉ２Ｏの含有量と、ガラス転移温度を上昇させる働きのあるＬａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、ＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５の含有量のバランスを適正に保つことが望まれる。そのため、Ｌｉ２Ｏ含有量とＺｎＯ含有量の合計（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）をＬａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、ＺｒＯ２、Ｎｂ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５の合計含有量（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５）で除した値、すなわち、質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））を０．１１以下とする。上記質量比を０．１１以下とすることにより、ガラス転移温度が低下し過ぎて加工性が悪化することを防ぐことができる。質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））の好ましい上限は０．１０、より好ましい上限は０．０９である。一方、ガラスの成形性を維持する上から、質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））の好ましい下限は０．０４、より好ましい下限は０．０６である。
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯは、ガラスの熔融性を改善する働きを有するが、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの各成分の含有量の合計（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）が５％を超えると、屈折率が低下し、所望の光学特性を得ることが容易でなくなるとともに、ガラスの熱的安定性が低下する傾向を示す。したがって、上記ガラスにおいて、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）の範囲は、０〜５％とする。上記合計含有量の範囲は０〜３％とすることがより好ましく、０〜１％とすることが更に好ましく、０％としてもよい。
Ｆは、熔融時のガラスの揮発性を著しく高める。そのため、Ｆの含有量が多いガラスは光学特性が変動しやすく、脈理が発生したり、均質性が低下しやすい。均質性が高く、光学特性が安定しているガラスを得るために、Ｆの含有量を０．１％未満とすることが好ましく、０．０５％以下にすることが好ましい。Ｆの含有量を０％としてもよい。
希土類成分のうち、Ｌａ２Ｏ３は比較的多く含有させても、ガラスの熱的安定性を維持することができる。そこで上記ガラスは、Ｌａ２Ｏ３を必須成分として含む。Ｌａ２Ｏ３の含有量が多くなるとガラスの熱的安定性が低下する傾向を示すため、Ｌａ２Ｏ３の含有量の範囲を３５〜５５％とすることが好ましい。Ｌａ２Ｏ３の含有量のより好ましい下限は３８％、更に好ましい下限は４０％であり、より好ましい上限は５０％、更に好ましい上限は４８％である。
Ｙ２Ｏ３は、適量含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きを示す成分である。このような効果を得るために、上記ガラスは、Ｙ２Ｏ３を必須成分として含む。Ｙ２Ｏ３の含有量は５％以上とすることが好ましい。一方、ガラスの熱的安定性を維持する上から、Ｙ２Ｏ３の含有量を１５％以下とすることが好ましく、１４％以下とすることがより好ましく、１３％以下とすることがさらに好ましく、１２％未満とすることが一層好ましい。Ｙ２Ｏ３の含有量のより好ましい下限は７％、更に好ましい下限は８％である。
Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏ、Ｃｓ２Ｏは、ガラスの熔融性を改善する働きを有する。所望の屈折率および良好な熱的安定性を得る上で、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２ＯおよびＣｓ２Ｏの各成分の含有量の合計（Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ＋Ｃｓ２Ｏ）は、０〜５％の範囲とすることが好ましく、より好ましい範囲は０〜３％、更に好ましい範囲は０〜１％であり、０％としてもよい。
ＧｅＯ２は、網目形成酸化物、すなわち、ガラスのネットワーク形成成分であり、屈折率を高める働きもする。そのため、ガラスの熱的安定性を維持しつつ屈折率を高めることができる成分である。しかし、ＧｅＯ２は非常に高価な成分であるため、その含有量を控えることが望まれる成分である。ＧｅＯ２の含有量の好ましい範囲は０〜３％、より好ましい範囲は０〜１％であり、更に好ましくは０〜０．５％であり、一層好ましくは０〜０．１％である。ＧｅＯ２の含有量を０％にすることができる。
Ｂｉ２Ｏ３は、屈折率を高めるとともにガラスの熱的安定性を改善する働きをする。Ｂｉ２Ｏ３を過剰に含有すると、分光透過率の短波長側の吸収端を短波長化するため、Ｂｉ２Ｏ３の含有量の好ましい範囲は０〜３％、より好ましい範囲は０〜１％、更に好ましい範囲は０〜０．５％であり、一層好ましい範囲は０〜０．１％である。Ｂｉ２Ｏ３の含有量を０％にすることもできる。
Ａｌ２Ｏ３は、少量であればガラスの熱的安定性および化学的耐久性を改善する働きをするが、過剰の導入により、液相温度が上昇し、熱的安定性が悪化する傾向がある。以上の点から、Ａｌ２Ｏ３の含有量の好ましい範囲は０〜３％、より好ましい範囲は０〜１％、更に好ましい範囲は０〜０．５％であり、一層好ましい範囲は０〜０．１％である。Ａｌ２Ｏ３の含有量を０％にすることもできる。
Ｓｂ２Ｏ３は、清澄剤として添加可能であり、少量の添加でＦｅなどの不純物混入による光線透過率の低下を抑える働きもするが、Ｓｂ２Ｏ３の添加量を多くすると、Ｓｂ自身の光吸収によってガラスの着色が増大傾向を示す。以上の点から、Ｓｂ２Ｏ３の添加量は、外割りで０〜０．１％の範囲であることが好ましく、より好ましい範囲は０〜０．０６％、更に好ましい範囲は０〜０．０４％である。なお外割りによるＳｂ２Ｏ３含有量とは、Ｓｂ２Ｏ３以外のガラス成分の含有量の合計を１００質量％としたときの質量％表示によるＳｂ２Ｏ３の含有量を意味する。
ＳｎＯ２も清澄剤として添加可能である。外割りで０．５％を超えて添加するとガラスが着色したり、ガラスを加熱、軟化してプレス成形などの再成形をする際に、Ｓｎが結晶核生成の起点となって失透傾向が生じる。したがって、ＳｎＯ２の添加量を外割りで０〜０．５％の範囲とすることが好ましく、より好ましい範囲は０〜０．３％であり、添加しないことが更に好ましい。なお外割りによるＳｎＯ２含有量とは、ＳｎＯ２以外のガラス成分の含有量の合計を１００質量％としたときの質量％表示によるＳｎＯ２の含有量を意味する。
上記ガラスは、ガラスの熱的安定性を維持しつつ高屈折率低分散の光学特性を実現することができ、Ｌｕ、Ｈｆといった成分を含有させることを必要としない。Ｌｕ、Ｈｆも高価な成分なので、Ｌｕ２Ｏ３、ＨｆＯ２の含有量をそれぞれ０〜３％に抑えることが好ましく、それぞれ０〜１％に抑えることがより好ましく、それぞれ０〜０．５％に抑えることが更に好ましく、それぞれ０．１％未満に抑えることが一層好ましく、Ｌｕ２Ｏ３を導入しないこと、ＨｆＯ２を導入しないことがそれぞれ特に好ましい。
また、上記ガラスは、環境影響に配慮し、Ｐｂを実質的に含まないことが好ましい。Ｐｂを実質的に含まないとは、ＰｂＯに換算し、ＰｂＯの含有量が０．０５％よりも少ないことを意味し、０％であってもよい。
その他、環境に影響を及ぼすＡｓ、Ｕ、Ｔｈ、Ｃｄも導入しないことが好ましい。
Ｔｅも環境に影響を及ぼすため、多量のＴｅを導入することは好ましくない。ＴｅＯ２の含有量の好ましい範囲は０〜１％、より好ましい範囲は０〜０．５％、更に好ましい範囲は０〜０．１％であり、ＴｅＯ２を含有しなくてもよい。
さらに、ガラスの優れた光線透過性を活かす上から、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどの着色の要因となる物質を導入しないことが好ましい。
上記ガラスは、高屈折率・低分散ガラスであり、着色が少ないガラスとなり得るものであり、光学ガラスとして好適である。
Ｔｅも環境に影響を及ぼすため、多量のＴｅを導入することは好ましくない。ＴｅＯ２の含有量の好ましい範囲は０〜１％、より好ましい範囲は０〜０．５％、更に好ましい範囲は０〜０．１％であり、ＴｅＯ２を含有しなくてもよい。
さらに、ガラスの優れた光線透過性を活かす上から、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどの着色の要因となる物質を導入しないことが好ましい。
上記ガラスは、高屈折率・低分散ガラスであり、着色が少ないガラスとなり得るものであり、光学ガラスとして好適である。
以上、上記ガラスのガラス組成について説明した。次に、上記ガラスのガラス特性について説明する。
＜ガラス特性＞
（屈折率ｎｄ、アッベ数νｄ）
撮像光学系、投射光学系等の光学系を構成する光学素子材料としての有用性、詳しくは、色収差補正、光学系の高機能化などの観点から、上記ガラスの屈折率ｎｄは１．７５〜１．８０の範囲である。屈折率ｎｄの下限は、好ましくは１．７６であり、より好ましくは１．７６５である。屈折率ｎｄの上限は、好ましくは１．７９であり、より好ましくは１．７８５である。
また、同様の観点から、上記ガラスのアッベ数νｄは４７〜５２の範囲である。アッベ数νｄの下限は、好ましくは４８、より好ましくは４９である。アッベ数νｄの上限は、好ましくは５１、より好ましくは５０である。
（屈折率ｎｄ、アッベ数νｄ）
撮像光学系、投射光学系等の光学系を構成する光学素子材料としての有用性、詳しくは、色収差補正、光学系の高機能化などの観点から、上記ガラスの屈折率ｎｄは１．７５〜１．８０の範囲である。屈折率ｎｄの下限は、好ましくは１．７６であり、より好ましくは１．７６５である。屈折率ｎｄの上限は、好ましくは１．７９であり、より好ましくは１．７８５である。
また、同様の観点から、上記ガラスのアッベ数νｄは４７〜５２の範囲である。アッベ数νｄの下限は、好ましくは４８、より好ましくは４９である。アッベ数νｄの上限は、好ましくは５１、より好ましくは５０である。
（着色度λ５、λ７０、λ８０）
先に記載したように、光学素子を通して紫外線硬化型接着剤に紫外線を照射する場合、光学素子は、分光透過率の短波長側の吸収端が短い波長域にあることが好ましい。この短波長側の吸収端を定量的に評価する指標として、着色度λ５を用いることができる。λ５は、紫外域から可視域にかけて、厚さ１０ｍｍのガラスの分光透過率（表面反射損失を含む）が５％となる波長を表す。後述の実施例に示すλ５は、２８０〜７００ｎｍの波長域において測定された値である。分光透過率とは、例えばより詳しくは、１０．０±０．１ｍｍの厚さに研磨された互いに平行な面を有するガラス試料を用い、上記研磨された面に対して垂直方向から光を入射して得られる分光透過率、すなわち、上記ガラス試料に入射する光の強度をＩｉｎ、上記ガラス試料を透過した光の強度をＩｏｕｔとしたときのＩｏｕｔ／Ｉｉｎのことである。
着色度λ５によれば、分光透過率の短波長側の吸収端を定量的に評価することができる。効率よく紫外線硬化型接着剤の硬化を行う上から、上記ガラスのλ５は、３３５ｍｍ以下であることが好ましく、３２５ｎｍ以下であることがより好ましく、３１５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。λ５の下限は、一例として、３００ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
一方、ガラスの着色度の指標としては、着色度λ７０、λ８０も挙げられる。λ７０は、λ５について記載した方法で測定される分光透過率が７０％となる波長を表す。λ８０は、λ５について記載した方法で測定される分光透過率が８０％となる波長を表す。上記ガラスのλ７０は、好ましくは３８０ｎｍ以下、より好ましくは３７０ｎｍ以下、さらに好ましくは３６５ｎｍ以下である。λ７０の下限は、一例として、３４０ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。また、上記ガラスのλ８０は、好ましくは４２０ｎｍ以下、より好ましくは４００ｎｍ以下、さらに好ましくは３９０ｎｍ以下である。λ８０の下限は、一例として、３６０ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
先に記載したように、光学素子を通して紫外線硬化型接着剤に紫外線を照射する場合、光学素子は、分光透過率の短波長側の吸収端が短い波長域にあることが好ましい。この短波長側の吸収端を定量的に評価する指標として、着色度λ５を用いることができる。λ５は、紫外域から可視域にかけて、厚さ１０ｍｍのガラスの分光透過率（表面反射損失を含む）が５％となる波長を表す。後述の実施例に示すλ５は、２８０〜７００ｎｍの波長域において測定された値である。分光透過率とは、例えばより詳しくは、１０．０±０．１ｍｍの厚さに研磨された互いに平行な面を有するガラス試料を用い、上記研磨された面に対して垂直方向から光を入射して得られる分光透過率、すなわち、上記ガラス試料に入射する光の強度をＩｉｎ、上記ガラス試料を透過した光の強度をＩｏｕｔとしたときのＩｏｕｔ／Ｉｉｎのことである。
着色度λ５によれば、分光透過率の短波長側の吸収端を定量的に評価することができる。効率よく紫外線硬化型接着剤の硬化を行う上から、上記ガラスのλ５は、３３５ｍｍ以下であることが好ましく、３２５ｎｍ以下であることがより好ましく、３１５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。λ５の下限は、一例として、３００ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
一方、ガラスの着色度の指標としては、着色度λ７０、λ８０も挙げられる。λ７０は、λ５について記載した方法で測定される分光透過率が７０％となる波長を表す。λ８０は、λ５について記載した方法で測定される分光透過率が８０％となる波長を表す。上記ガラスのλ７０は、好ましくは３８０ｎｍ以下、より好ましくは３７０ｎｍ以下、さらに好ましくは３６５ｎｍ以下である。λ７０の下限は、一例として、３４０ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。また、上記ガラスのλ８０は、好ましくは４２０ｎｍ以下、より好ましくは４００ｎｍ以下、さらに好ましくは３９０ｎｍ以下である。λ８０の下限は、一例として、３６０ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
（部分分散特性）
色収差補正の観点から、上記ガラスは、アッベ数νｄを固定したとき、部分分散比が小さいガラスであることが好ましい。
ここで、部分分散比Ｐｇ，Ｆは、ｇ線、Ｆ線、ｃ線における各屈折率ｎｇ、ｎＦ、ｎｃを用いて、（ｎｇ−ｎＦ）／（ｎＦ−ｎｃ）と表される。
高次の色収差補正に好適なガラスを提供する上から、上記ガラスの部分分散比Ｐｇ，Ｆは、０．５４５〜０．５６０の範囲であることが好ましい。
色収差補正の観点から、上記ガラスは、アッベ数νｄを固定したとき、部分分散比が小さいガラスであることが好ましい。
ここで、部分分散比Ｐｇ，Ｆは、ｇ線、Ｆ線、ｃ線における各屈折率ｎｇ、ｎＦ、ｎｃを用いて、（ｎｇ−ｎＦ）／（ｎＦ−ｎｃ）と表される。
高次の色収差補正に好適なガラスを提供する上から、上記ガラスの部分分散比Ｐｇ，Ｆは、０．５４５〜０．５６０の範囲であることが好ましい。
（ガラス転移温度Ｔｇ）
アニール温度、プレス成形時のガラスの温度が高くなり過ぎると、アニール炉やプレス成形型の消耗を招く。アニール炉やプレス成形型への熱的負荷を軽減する上から、ガラス転移温度Ｔｇは６８０℃以下であることが好ましく、６７５℃以下であることがより好ましい。
ガラス転移温度Ｔｇが低すぎると、研削や研磨などの機械加工における加工性が低下傾向を示す。したがって、加工性を維持する上から、ガラス転移温度Ｔｇを６４５℃以上にすることが好ましく、６５０℃以上にすることがより好ましい。
アニール温度、プレス成形時のガラスの温度が高くなり過ぎると、アニール炉やプレス成形型の消耗を招く。アニール炉やプレス成形型への熱的負荷を軽減する上から、ガラス転移温度Ｔｇは６８０℃以下であることが好ましく、６７５℃以下であることがより好ましい。
ガラス転移温度Ｔｇが低すぎると、研削や研磨などの機械加工における加工性が低下傾向を示す。したがって、加工性を維持する上から、ガラス転移温度Ｔｇを６４５℃以上にすることが好ましく、６５０℃以上にすることがより好ましい。
（液相温度ＬＴ）
ガラスの熱的安定性の指標の一つに液相温度がある。ガラス製造時の結晶化、失透を抑制する上から、液相温度ＬＴが１１００℃以下であることが好ましく、１０８０℃以下であることがより好ましい。液相温度ＬＴの下限は、一例として１０００℃以上であるが、低いことが好ましく特に限定されるものではない。
ガラスの熱的安定性の指標の一つに液相温度がある。ガラス製造時の結晶化、失透を抑制する上から、液相温度ＬＴが１１００℃以下であることが好ましく、１０８０℃以下であることがより好ましい。液相温度ＬＴの下限は、一例として１０００℃以上であるが、低いことが好ましく特に限定されるものではない。
（比重）
例えば、上記ガラスをオートフォーカス機能を有するレンズに用いる場合など、レンズの質量が大きいと、フォーカシング時の消費電力が増加し、電池の消耗が早まる。レンズを軽量化するための１つの手段としては、ガラスの比重を低下させることが挙げられる。上記ガラスの比重は、４．６０以下であることが好ましく、４．５０以下であることがより好ましく、４．６０以下であることがさらに好ましい。また、比重の下限は上記組成範囲より自ずと定まる。比重の下限の目安は４．０である。
例えば、上記ガラスをオートフォーカス機能を有するレンズに用いる場合など、レンズの質量が大きいと、フォーカシング時の消費電力が増加し、電池の消耗が早まる。レンズを軽量化するための１つの手段としては、ガラスの比重を低下させることが挙げられる。上記ガラスの比重は、４．６０以下であることが好ましく、４．５０以下であることがより好ましく、４．６０以下であることがさらに好ましい。また、比重の下限は上記組成範囲より自ずと定まる。比重の下限の目安は４．０である。
＜ガラスの製造方法＞
上記ガラスは、目的のガラス組成が得られるように、原料である酸化物、炭酸塩、硫酸塩、硝酸塩、水酸化物などを秤量、調合し、十分に混合して混合バッチ（バッチ原料）とし、例えば、白金などの貴金属で作られた熔融容器内で加熱、熔融し、脱泡、攪拌を行い均質かつ泡を含まない熔融ガラスを作り、これを成形することによって得ることができる。具体的には公知の熔融法を用いて作ることができる。ガラスＡ、Ｂは、上記光学特性を有する高屈折率低分散ガラスでありながら、熱的安定性が優れているため、公知の熔融法、成形法を用いて、安定的に製造することができる。
上記ガラスは、目的のガラス組成が得られるように、原料である酸化物、炭酸塩、硫酸塩、硝酸塩、水酸化物などを秤量、調合し、十分に混合して混合バッチ（バッチ原料）とし、例えば、白金などの貴金属で作られた熔融容器内で加熱、熔融し、脱泡、攪拌を行い均質かつ泡を含まない熔融ガラスを作り、これを成形することによって得ることができる。具体的には公知の熔融法を用いて作ることができる。ガラスＡ、Ｂは、上記光学特性を有する高屈折率低分散ガラスでありながら、熱的安定性が優れているため、公知の熔融法、成形法を用いて、安定的に製造することができる。
［プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、およびそれらの製造方法］
本発明の他の一態様は、
上述のガラスからなるプレス成形用ガラス素材；
上述のガラスからなる光学素子ブランク、
に関する。
本発明の他の一態様は、
上述のガラスからなるプレス成形用ガラス素材；
上述のガラスからなる光学素子ブランク、
に関する。
本発明の他の一態様によれば、
上述のガラスをプレス成形用ガラス素材に成形する工程を備えるプレス成形用ガラス素材の製造方法；
上述のプレス成形用ガラス素材を、プレス成形型を用いてプレス成形することにより光学素子ブランクを作製する工程を備える光学素子ブランクの製造方法；
上述のガラスを光学素子ブランクに成形する工程を備える光学素子ブランクの製造方法、
も提供される。
上述のガラスをプレス成形用ガラス素材に成形する工程を備えるプレス成形用ガラス素材の製造方法；
上述のプレス成形用ガラス素材を、プレス成形型を用いてプレス成形することにより光学素子ブランクを作製する工程を備える光学素子ブランクの製造方法；
上述のガラスを光学素子ブランクに成形する工程を備える光学素子ブランクの製造方法、
も提供される。
光学素子ブランクとは、目的とする光学素子の形状に近似し、光学素子の形状に研磨しろ(研磨により除去することになる表面層)、必要に応じて研削しろ(研削により除去することになる表面層)を加えた光学素子母材である。光学素子ブランクの表面を研削、研磨することにより、光学素子が仕上げられる。一態様では、上記ガラスを適量熔融して得た熔融ガラスをプレス成形する方法（ダイレクトプレス法と呼ばれる。）により、光学素子ブランクを作製することができる。他の一態様では、上記ガラスを適量熔融して得た熔融ガラスを固化することにより光学素子ブランクを作製することもできる。
また、他の一態様では、プレス成形用ガラス素材を作製し、作製したプレス成形用ガラス素材をプレス成形することにより、光学素子ブランクを作製することができる。
プレス成形用ガラス素材のプレス成形は、加熱して軟化した状態にあるプレス成形用ガラス素材をプレス成形型でプレスする公知の方法により行うことができる。加熱、プレス成形は、ともに大気中で行うことができる。プレス成形後にアニールしてガラス内部の歪を低減することにより、均質な光学素子ブランクを得ることができる。
プレス成形用ガラス素材は、そのままの状態で光学素子ブランク作製のためのプレス成形に供されるプレス成形用ガラスゴブと呼ばれるものに加え、切断、研削、研磨などの機械加工を施してプレス成形用ガラスゴブを経てプレス成形に供されるものも含む。切断方法としては、ガラス板の表面の切断したい部分にスクライビングと呼ばれる方法で溝を形成し、溝が形成された面の裏面から溝の部分に局所的な圧力を加えて、溝の部分でガラス板を割る方法や、切断刃によってガラス板をカットする方法などがある。また、研削、研磨方法としてはバレル研磨などが挙げられる。
プレス成形用ガラス素材は、例えば、熔融ガラスを鋳型に鋳込みガラス板に成形し、このガラス板を複数のガラス片に切断することにより作製することができる。または、適量の熔融ガラスを成形してプレス成形用ガラスゴブを作製することもできる。プレス成形用ガラスゴブを、再加熱、軟化してプレス成形して作製することにより、光学素子ブランクを作製することもできる。ガラスを再加熱、軟化してプレス成形して光学素子ブランクを作製する方法は、ダイレクトプレス法に対してリヒートプレス法と呼ばれる。
［光学素子およびその製造方法］
本発明の他の一態様は、
上述のガラスからなる光学素子
に関する。
本発明の他の一態様は、
上述のガラスからなる光学素子
に関する。
また、本発明の一態様によれば、
上述の光学素子ブランクを研削および／または研磨することにより光学素子を作製する工程を備える光学素子の製造方法、
も提供される。
上述の光学素子ブランクを研削および／または研磨することにより光学素子を作製する工程を備える光学素子の製造方法、
も提供される。
上記光学素子の製造方法において、研削、研磨は公知の方法を適用すればよく、加工後に光学素子表面を十分洗浄、乾燥させるなどすることにより、内部品質および表面品質の高い光学素子を得ることができる。このようにして、屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲である上記ガラスからなる光学素子を得ることができる。光学素子としては、球面レンズ、非球面レンズ、マイクロレンズなどの各種のレンズ、プリズムなどを例示することができる。
また、上記ガラスからなる光学素子は、接合光学素子を構成するレンズとしても好適である。接合光学素子としては、レンズ同士を接合したもの(接合レンズ)、レンズとプリズムを接合したものなどを例示することができる。例えば、接合光学素子は、接合する２つの光学素子の接合面を形状が反転形状となるように精密に加工（例えば、球面研磨加工）し、接合レンズの接着に使用される紫外線硬化型接着剤を塗布し、貼り合わせてからレンズを通して紫外線を照射し接着剤を硬化させることで作製することができる。このように接合光学素子を作製するために、先に記載した吸収特性を有するガラスは好ましい。接合する複数個の光学素子を、アッベ数νｄが相違する複数種のガラスを用いてそれぞれ作製し、接合することにより、色収差の補正に好適な素子とすることができる。
以下、本発明を実施例に基づき更に説明する。但し本発明は、実施例に示す態様に限定されるものではない。
（実施例１）
表１に示す組成を有するガラスが得られるように、原料として炭酸塩、硝酸塩、硫酸塩、水酸化物、酸化物、ホウ酸等を適宜、用いた。各原料粉末を秤量して十分混合し、調合原料とした。この調合原料を白金製坩堝に入れて１１００〜１４００℃で、１〜３時間、加熱、熔融し、清澄、撹拌して均質な熔融ガラスを得た。この熔融ガラスを予熱した鋳型に流し込んで急冷し、ガラス転移温度近傍の温度で１時間保持した後、徐冷して表１に示す組成を有する各ガラスを得た。なお表１に示すガラスは、いずれもＦを含まない。
いずれのガラス中にも結晶の析出は認められなかった。また、ガラス中に原料の熔け残り（未熔解物）も無いことを確認した。
表１に示す組成を有するガラスが得られるように、原料として炭酸塩、硝酸塩、硫酸塩、水酸化物、酸化物、ホウ酸等を適宜、用いた。各原料粉末を秤量して十分混合し、調合原料とした。この調合原料を白金製坩堝に入れて１１００〜１４００℃で、１〜３時間、加熱、熔融し、清澄、撹拌して均質な熔融ガラスを得た。この熔融ガラスを予熱した鋳型に流し込んで急冷し、ガラス転移温度近傍の温度で１時間保持した後、徐冷して表１に示す組成を有する各ガラスを得た。なお表１に示すガラスは、いずれもＦを含まない。
いずれのガラス中にも結晶の析出は認められなかった。また、ガラス中に原料の熔け残り（未熔解物）も無いことを確認した。
各ガラスの特性は、以下に示す方法で測定した。測定結果を表１に示す。
（１）屈折率ｎｄおよびアッベ数νｄ
１時間あたり３０℃の降温速度で冷却したガラスについて測定した。
（２）ガラス転移温度Ｔｇ
熱機械分析装置を用いて、昇温速度４℃／分の条件下で測定した。
（３）液相温度ＬＴ
ガラスを所定温度に加熱された炉内に入れて２時間保持し、冷却後、ガラス内部を１００倍の光学顕微鏡で観察し、結晶の有無から液相温度を決定した。
（４）比重
アルキメデス法により測定した。
（５）着色度λ５、λ７０、λ８０
互いに対向する２つの光学研磨された平面を有する厚さ１０±０．１ｍｍのガラス試料を用い、分光光度計により、研磨された面に対して垂直方向から強度Ｉｉｎの光を入射し、ガラス試料を透過した光の強度Ｉｏｕｔを測定し、分光透過率Ｉｏｕｔ／Ｉｉｎを算出し、分光透過率が５％になる波長をλ５、分光透過率が７０％になる波長をλ７０、分光透過率が８０％になる波長をλ８０とした。
（６）部分分散比Ｐｇ,Ｆ
屈折率ｎＦ、ｎｃ、ｎｇを測定し、測定結果から算出した。
（１）屈折率ｎｄおよびアッベ数νｄ
１時間あたり３０℃の降温速度で冷却したガラスについて測定した。
（２）ガラス転移温度Ｔｇ
熱機械分析装置を用いて、昇温速度４℃／分の条件下で測定した。
（３）液相温度ＬＴ
ガラスを所定温度に加熱された炉内に入れて２時間保持し、冷却後、ガラス内部を１００倍の光学顕微鏡で観察し、結晶の有無から液相温度を決定した。
（４）比重
アルキメデス法により測定した。
（５）着色度λ５、λ７０、λ８０
互いに対向する２つの光学研磨された平面を有する厚さ１０±０．１ｍｍのガラス試料を用い、分光光度計により、研磨された面に対して垂直方向から強度Ｉｉｎの光を入射し、ガラス試料を透過した光の強度Ｉｏｕｔを測定し、分光透過率Ｉｏｕｔ／Ｉｉｎを算出し、分光透過率が５％になる波長をλ５、分光透過率が７０％になる波長をλ７０、分光透過率が８０％になる波長をλ８０とした。
（６）部分分散比Ｐｇ,Ｆ
屈折率ｎＦ、ｎｃ、ｎｇを測定し、測定結果から算出した。
熱的安定性の評価（１）
ガラスＮｏ．１２の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に各調合原料１５０ｇを入れて１３５０℃で１２０分間、加熱、熔融した後、熔融物を冷却して固化物を得た。固化物を観察したところ、結晶は析出しなかった。更に、ガラスを１１００℃で１２０分間、保持しても結晶は析出せず、保持温度を１０６０℃に下げて保持したが、結晶は析出しなかった。
表１に示す他の組成についても同様に評価を行ったところ、同様に、結晶は析出しなかった。
ガラスＮｏ．１２の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に各調合原料１５０ｇを入れて１３５０℃で１２０分間、加熱、熔融した後、熔融物を冷却して固化物を得た。固化物を観察したところ、結晶は析出しなかった。更に、ガラスを１１００℃で１２０分間、保持しても結晶は析出せず、保持温度を１０６０℃に下げて保持したが、結晶は析出しなかった。
表１に示す他の組成についても同様に評価を行ったところ、同様に、結晶は析出しなかった。
（比較例１）
特許文献５の実施例の中で、Ｎｂ２Ｏ５を含まない実施例３、６、７、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９３の実施例１１の各組成について、上記と同様に、１３５０℃で１２０分間、加熱、熔融した後に熔融物を冷却して得られた固化物を観察したところ、実施例３、７、１１については多量の結晶が析出していた。実施例６については、結晶の析出は見られなかった。
次に、実施例６のガラスを加熱し、１１００℃で１２０分間保持した後、室温に冷却して、観察したところ、多数の結晶が認められた。実施例３、７、１１についても同様の実験を行ったところ、多数の結晶析出が見られた。
特許文献５の実施例の中で、Ｎｂ２Ｏ５を含まない実施例３、６、７、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９３の実施例１１の各組成について、上記と同様に、１３５０℃で１２０分間、加熱、熔融した後に熔融物を冷却して得られた固化物を観察したところ、実施例３、７、１１については多量の結晶が析出していた。実施例６については、結晶の析出は見られなかった。
次に、実施例６のガラスを加熱し、１１００℃で１２０分間保持した後、室温に冷却して、観察したところ、多数の結晶が認められた。実施例３、７、１１についても同様の実験を行ったところ、多数の結晶析出が見られた。
以上の結果から、実施例のガラスは、比較例１で評価したガラスよりも優れた熱的安定性を有することが確認できる。
（比較例２）
特許文献３の実施例１〜１０の中で、質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が最も大きい実施例８（質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）は０．２８）の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れて１１５０℃で２０分、熔融した。
その後、熔融物を坩堝ごと急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出し、ガラスの内部を観察した。
図１は、比較例２で評価したガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図１より明らかなように、ガラス片の幾つかは、原料の熔け残りが多く含まれており、白濁して透明性が失われていた。
熔解温度を１２００℃にした以外は、上記方法と同じ方法でガラスを作製したところ、坩堝から取り出したガラスの縁の部分に原料が多く熔け残っていた。
特許文献３の実施例１〜１０の中で、質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が最も大きい実施例８（質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）は０．２８）の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れて１１５０℃で２０分、熔融した。
その後、熔融物を坩堝ごと急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出し、ガラスの内部を観察した。
図１は、比較例２で評価したガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図１より明らかなように、ガラス片の幾つかは、原料の熔け残りが多く含まれており、白濁して透明性が失われていた。
熔解温度を１２００℃にした以外は、上記方法と同じ方法でガラスを作製したところ、坩堝から取り出したガラスの縁の部分に原料が多く熔け残っていた。
（比較例３）
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．０４４である特許文献４の実施例２の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れて１１５０℃で２０分、熔融した。
その後、熔融物を坩堝ごと急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出し、ガラスの内部を観察した。
図２は、比較例３で評価したガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図２より明らかなように、ガラス片の幾つかは、原料の熔け残りが多く含まれており、白濁して透明性が失われていた。
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．０４４である特許文献４の実施例２の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れて１１５０℃で２０分、熔融した。
その後、熔融物を坩堝ごと急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出し、ガラスの内部を観察した。
図２は、比較例３で評価したガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図２より明らかなように、ガラス片の幾つかは、原料の熔け残りが多く含まれており、白濁して透明性が失われていた。
熱的安定性の評価（２）
表１のガラスＮｏ．１２の組成について、比較例２、３と同様の実験を行った。すなわち、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れ、１１５０℃で２０分間、熔融を行い、坩堝ごと熔融物を急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出した。
図３は、上記のように比較例２、３と同様の方法で評価した、表１のＮｏ．１２の組成のガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図３から明らかなように、ガラス中には原料の熔け残りは認められず、均質なガラスを作ることができた。
さらに熔解温度を１１３０℃まで下げても、原料の熔け残りは無く、均質なガラスを得ることができた。
表１のガラスＮｏ．１２の組成について、比較例２、３と同様の実験を行った。すなわち、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れ、１１５０℃で２０分間、熔融を行い、坩堝ごと熔融物を急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出した。
図３は、上記のように比較例２、３と同様の方法で評価した、表１のＮｏ．１２の組成のガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図３から明らかなように、ガラス中には原料の熔け残りは認められず、均質なガラスを作ることができた。
さらに熔解温度を１１３０℃まで下げても、原料の熔け残りは無く、均質なガラスを得ることができた。
以上の結果から、実施例のガラスが、比較例２、３で評価したガラスよりも優れた熱的安定性を有することが確認できる。
（実施例２）
実施例１で得られた各種ガラスからプレス成形用ガラス塊（ガラスゴブ）を作製した。このガラス塊を大気中で加熱、軟化し、プレス成形型でプレス成形し、レンズブランク（光学素子ブランク）を作製した。作製したレンズブランクをプレス成形型から取り出し、アニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
実施例１で得られた各種ガラスからプレス成形用ガラス塊（ガラスゴブ）を作製した。このガラス塊を大気中で加熱、軟化し、プレス成形型でプレス成形し、レンズブランク（光学素子ブランク）を作製した。作製したレンズブランクをプレス成形型から取り出し、アニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
（実施例３）
実施例１において作製した熔融ガラスを所望量、プレス成形型でプレス成形し、レンズブランク（光学素子ブランク）を作製した。作製したレンズブランクをプレス成形型から取り出し、アニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスなる球面レンズを作製した。
実施例１において作製した熔融ガラスを所望量、プレス成形型でプレス成形し、レンズブランク（光学素子ブランク）を作製した。作製したレンズブランクをプレス成形型から取り出し、アニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスなる球面レンズを作製した。
（実施例４）
実施例１において作製した熔融ガラスを固化して作製したガラス塊をアニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
実施例１において作製した熔融ガラスを固化して作製したガラス塊をアニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
（実施例５）
実施例２〜４において作製した球面レンズを、他種のガラスからなる球面レンズと貼り合せ、接合レンズを作製した。実施例２〜４において作製した球面レンズの接合面は凸面、他種のガラスからなる球面レンズの接合面は凹面であった。上記２つの接合面は、互いに曲率半径の絶対値が等しくなるように作製した。接合面に光学素子接合用の紫外線硬化型接着剤を塗布し、２つのレンズを接合面同士で貼り合せた。その後、実施例２〜４において作製した球面レンズを通して、接合面に塗布した接着剤に紫外線を照射し、接着剤を固化させた。
上記のようにして接合レンズを作製した。接合レンズの接合強度は充分高く、光学性能も充分なレベルのものであった。
実施例２〜４において作製した球面レンズを、他種のガラスからなる球面レンズと貼り合せ、接合レンズを作製した。実施例２〜４において作製した球面レンズの接合面は凸面、他種のガラスからなる球面レンズの接合面は凹面であった。上記２つの接合面は、互いに曲率半径の絶対値が等しくなるように作製した。接合面に光学素子接合用の紫外線硬化型接着剤を塗布し、２つのレンズを接合面同士で貼り合せた。その後、実施例２〜４において作製した球面レンズを通して、接合面に塗布した接着剤に紫外線を照射し、接着剤を固化させた。
上記のようにして接合レンズを作製した。接合レンズの接合強度は充分高く、光学性能も充分なレベルのものであった。
最後に、前述の各態様を総括する。
一態様によれば、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＺｎＯおよびＮｂ２Ｏ５、ならびに、Ｂ２Ｏ３およびＳｉＯ２の一方または両方、を少なくとも含み、質量％表示で、Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量が２８〜３８％、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が４８〜６０％、Ｇｄ２Ｏ３含有量が３％未満、Ｙｂ２Ｏ３含有量が２％未満、ＺｒＯ２含有量が２〜１４％、ＷＯ３含有量が１％未満、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下であり、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．９４以上、質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９以下、質量比（（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））が０．００３以上、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２〜１．４、質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が０．３０以上、質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．１１以下であり、屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラスを提供することができる。
上記ガラスは、上記範囲の屈折率およびアッベ数を有するガラスであって、Ｇｄ２Ｏ３含有量およびＹｂ２Ｏ３含含有量が低減されているため安定供給可能であり、かつ上述の含有量および質量比を満たすことにより、未熔解物の発生およびガラス製造時の結晶化を抑制することができる。
一態様では、ガラスの熱的安定性を一層改善する観点で、Ｙ２Ｏ３含有量が１２質量％未満であることが好ましい。
一態様では、研削や研磨などの機械加工における加工性の観点から、上記ガラスのガラス転移温度は、６４５℃以上であることが好ましい。
以上説明したガラスから、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子を作製することができる。即ち、他の態様によれば、上記ガラスからなるプレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子が提供される。
また、他の態様によれば、上記ガラスをプレス成形用ガラス素材に成形する工程を備えるプレス成形用ガラス素材の製造方法も提供される。
さらに他の態様によれば、上記プレス成形用ガラス素材を、プレス成形型を用いてプレス成形することにより光学素子ブランクを作製する工程を備える光学素子ブランクの製造方法も提供される。
さらに他の態様によれば、上記ガラスを光学素子ブランクに成形する工程を備える光学素子ブランクの製造方法も提供される。
さらに他の態様によれば、上記光学素子ブランクを研削および／または研磨することにより光学素子を作製する工程を備える光学素子の製造方法も提供される。
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
例えば、上述の例示されたガラス組成に対し、明細書に記載の組成調整を行うことにより、本発明の一態様にかかるガラスを得ることができる。
また、明細書に例示または好ましい範囲として記載した事項の２つ以上を任意に組み合わせることは、もちろん可能である。
例えば、上述の例示されたガラス組成に対し、明細書に記載の組成調整を行うことにより、本発明の一態様にかかるガラスを得ることができる。
また、明細書に例示または好ましい範囲として記載した事項の２つ以上を任意に組み合わせることは、もちろん可能である。
本発明は、各種光学素子の製造分野において有用である。
Claims (6)
- Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＺｎＯおよびＮｂ２Ｏ５、ならびに、Ｂ２Ｏ３およびＳｉＯ２の一方または両方、を少なくとも含み、
質量％表示で、
Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量が２８〜３８％、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が４８〜６０％、
Ｇｄ２Ｏ３含有量が３％未満、
Ｙｂ２Ｏ３含有量が２％未満、
ＺｒＯ２含有量が２〜１４％、
ＷＯ３含有量が１％未満、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下、
であり、
質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．９４以上、
質量比（（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３）／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が１．９以下、
質量比（（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋ＷＯ３））が０．００３以上、
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．２〜１．４、
質量比（ＺｎＯ／Ｙ２Ｏ３）が０．３０以上、
質量比（（Ｌｉ２Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３＋ＺｒＯ２＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５））が０．１１以下、
であり、
屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス。 - Ｙ２Ｏ３含有量が１２質量％未満である請求項１に記載のガラス。
- ガラス転移温度が６４５℃以上である請求項１または２に記載のガラス。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載のガラスからなるプレス成形用ガラス素材。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載のガラスからなる光学素子ブランク。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載のガラスからなる光学素子。
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